WO2012128378A1 - Iii属金属窒化物の製造方法およびこれに用いる種結晶基板 - Google Patents

Iii属金属窒化物の製造方法およびこれに用いる種結晶基板 Download PDF

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岩井　真
孝直 下平
周平 東原
崇行 平尾
坂井　正宏
克宏 今井
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日本碍子株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a group III metal nitride and a seed crystal substrate used therefor.
  • Gallium nitride (GaN) thin-layer crystals are attracting attention as excellent blue light-emitting devices, have been put to practical use in light-emitting diodes, and are also expected as blue-violet semiconductor laser devices for optical pickups.
  • the semiconductor layer has attracted attention as a semiconductor layer constituting an electronic device such as a high-speed IC chip used for a mobile phone or the like.
  • a method of depositing a seed crystal layer of GaN or AlN on a single crystal substrate such as sapphire to obtain a template substrate and growing a gallium nitride single crystal on the template substrate.
  • a seed crystal film made of gallium nitride single crystal is formed on the surface of a support substrate made of sapphire and the like, and then the seed crystal film is etched to partially expose the support substrate surface. The seed crystal film is patterned, and then gallium nitride is grown on the seed crystal film by a flux method.
  • the surface of the support substrate is exposed between the seed crystal films, but the gallium nitride single crystal is formed by the HVPE method.
  • a buffer layer is formed on a supporting substrate, then a seed crystal film is formed on the buffer layer, the seed crystal film is patterned, and the buffer layer is exposed between adjacent seed crystal films.
  • a seed crystal film made of a gallium nitride single crystal is formed on a support substrate, a recess is formed on the surface side of the seed crystal film, a mask is formed in the recess, and then on the seed crystal film.
  • gallium nitride single crystals are grown by the flux method.
  • JP 2010-163288 a support substrate surface is patterned to form a protrusion pattern, a seed crystal film made of gallium nitride single crystal is formed on the protrusion, and a polycrystalline film is formed in a recess between the protrusions. Yes. Then, a gallium nitride single crystal is grown on the seed crystal film by a flux method.
  • the seed crystal substrate in the structure in which the material of the support substrate, for example, sapphire is exposed from the gap of the seed crystal film, a void is easily formed on the gap, so that the grown single crystal is easily separated from the support substrate by this void.
  • gallium nitride single crystals are difficult to stably grow on the seed crystal by the flux method, and there has been a tendency for poor growth to occur frequently.
  • the sapphire is not exposed from the gap between the seed crystal films and the buffer layer and the polycrystalline film are exposed instead, voids are unlikely to be generated under the grown single crystal. For this reason, it is difficult to separate the grown single crystal from the support substrate.
  • An object of the present invention is to prevent a growth failure of a group III metal nitride when producing a group III metal nitride by a flux method using a seed crystal substrate, and to remove the grown group III metal nitride from a support substrate. It is easy to separate.
  • the present invention is a method for producing a group III metal nitride by a flux method using a seed crystal substrate, A seed crystal substrate is provided with a support substrate and a seed crystal film made of a group III metal nitride single crystal provided on the support substrate, and the seed crystal film is smaller in thickness than the main body portion and the main body portion.
  • the main body portion and the thin portion are exposed on the surface of the seed crystal substrate, and a group III metal nitride is grown on the seed crystal film by a flux method.
  • the present invention also provides a seed crystal substrate for growing a group III metal nitride by a flux method, a support substrate, and a seed crystal film provided on the support substrate and made of a group III metal nitride single crystal.
  • the seed crystal film has a main body portion having a relatively large film thickness and a thin portion having a film thickness smaller than that of the main body portion, and the main body portion and the thin portion are formed on the seed crystal substrate. It is exposed on the surface.
  • the growth failure of the group III metal nitride is prevented, and the grown group III metal nitride is removed from the support substrate. Can be easily separated.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of the seed crystal substrate 10 according to the embodiment of the present invention.
  • 4 is an optical micrograph showing a peeled surface of a gallium nitride single crystal in Example 1.
  • FIG. 5 is a fluorescence micrograph showing a peeled surface of a gallium nitride single crystal in Example 1.
  • FIG. 6 is a conceptual diagram illustrating a measurement region in the first embodiment.
  • FIG. 7 is a schematic diagram illustrating a crack occurrence state in the embodiment.
  • FIG. 8 is a schematic diagram showing a state of growth failure in the comparative example.
  • FIG. 9 is a schematic view illustrating a crack occurrence state in the comparative example.
  • FIG. 10 is a graph showing the relationship between the thickness of the thin portion made of gallium nitride single crystal and the half width of the X-ray diffraction chart.
  • a low-temperature buffer layer 2 made of, for example, a group III metal nitride is formed on the surface 1 a of the support substrate 1.
  • a seed crystal film 13 made of a group III metal nitride single crystal is formed on the low temperature buffer layer 2.
  • a resist is formed on the seed crystal film 13, patterned, and the resist is removed, thereby forming a plurality of seed crystal layers 13A separated from each other as shown in FIG.
  • a gap 14 is formed between the adjacent seed crystal layers 13 ⁇ / b> A, and the surface 1 a of the support substrate is exposed from the gap 14. 1b is an exposed surface.
  • FIG. 1A is an exposed surface.
  • the group III metal nitride 15 is epitaxially grown on the seed crystal substrate 20 thus obtained by a flux method. At this time, the group III metal nitride 15 grows so as to cross the gap 14 of the seed crystal film 13A so as to be connected to each other to form an integral layer. Thereafter, as shown in FIG. 1D, the group III metal nitride 15 is peeled off from the support substrate 1 along the low-temperature buffer layer 2 during cooling. In this example, since the material of the support substrate 1, for example, sapphire, is exposed from the gap 14 of the seed crystal film 13 ⁇ / b> A, it is easy to form a gap 16 on the gap 14. Separate from.
  • a seed crystal film 3 made of a group III metal nitride single crystal is formed on the low temperature buffer layer 2.
  • a resist is formed on the seed crystal film 3, patterned, and the resist is removed.
  • a main body portion 3a and a thin portion 3b are formed on the seed crystal film 3A. That is, the portion covered with the resist at the time of etching or the like remains as the main body portion, but at the same time, the portion not covered with the resist also leaves the seed crystal film and remains as a thin portion. As a result, the thin portion 3b is left between the adjacent main body portions 3a so that the surface 2a of the support substrate 2 is not exposed.
  • the recessed part 4 is formed on the thin part 3b.
  • the group III metal nitride 15 is epitaxially grown on the seed crystal substrate 10 thus obtained by a flux method. At this time, it has been found that the group III metal nitride 15 grows so as to be connected to each other across the recesses 4 between the main body portions 3a to form an integral layer. Thereafter, it was also found that the group III metal nitride 15 peels from the support substrate 1 as shown in FIG. In this example, the growth failure of the group III metal nitride 15 was suppressed, and a group III metal nitride single crystal was generated over a wide area.
  • the group III metal nitride single crystal was mainly epitaxially grown on the main body portion 3a, and the crystal was easier to grow epitaxially than the thin portion.
  • the support substrate 1 is not exposed from the seed crystal film 3A, and the voids 16 are likely to be generated under the grown group III metal nitride single crystal. Thereby, the grown group III metal nitride single crystal is easily separated from the support substrate.
  • the support substrate 1 is not particularly limited as long as the group III nitride can be grown.
  • Perovskite type complex oxides such as sapphire, silicon single crystal, SiC single crystal, MgO single crystal, ZnO single crystal, spinel (MgAl 2 O 4 ), LiAlO 2 , LiGaO 2 , LaAlO 3 , LaGaO 3 , NdGaO 3 can be exemplified. .
  • the low-temperature buffer layer, the group III metal nitride constituting the seed crystal film, and the group III metal nitride grown thereon may be a nitride of one or more metals selected from Ga, Al, and In. GaN, AlN, AlGaN and the like are particularly preferable. Further, these nitrides may contain an unintended impurity element. Moreover, in order to control electroconductivity, you may include dopants, such as Si, Ge, Be, Mg, Zn, Cd added intentionally.
  • the wurtzite structure of Group III metal nitride has a c-plane, a-plane, and m-plane. Each of these crystal planes is defined crystallographically.
  • the growth direction of the low-temperature buffer layer, the intermediate layer, the seed crystal layer, and the gallium nitride single crystal grown by the flux method may be the normal direction of the c-plane, Each normal direction of a semipolar plane such as an R plane may be used.
  • the low-temperature buffer layer and the seed crystal film are preferably formed by vapor deposition, but metal organic chemical vapor deposition (MOCVD), hydride vapor deposition (HVPE), pulsed excitation deposition (PXD) ) Method, MBE method, and sublimation method. Metalorganic chemical vapor deposition is particularly preferred.
  • the thickness of the low-temperature buffer layer is not particularly limited, but is preferably 10 nm or more, preferably 500 nm or less, and more preferably 250 nm or less. From the viewpoint of promoting the peeling of the single crystal from the substrate, it is preferable that the growth temperature of the seed crystal film is higher than the growth temperature of the low-temperature buffer layer. This temperature difference is preferably 100 ° C. or higher, and more preferably 200 ° C. or higher.
  • the growth temperature of the low temperature buffer layer is preferably 400 ° C. or higher, more preferably 450 ° C. or higher, more preferably 750 ° C. or lower, and still more preferably 700 ° C. or lower.
  • the growth temperature of the single crystal film is preferably 950 ° C.
  • the raw materials are preferably trimethylgallium (TMG) and ammonia. Since the low-temperature buffer layer is formed at a relatively low temperature as described above, when the next seed crystal film is grown, the components of the low-temperature buffer layer may evaporate and voids may be generated in the low-temperature buffer layer.
  • TMG trimethylgallium
  • an evaporation preventing layer for preventing evaporation of the components of the low temperature buffer layer 2 is formed.
  • the material for such an evaporation preventing layer include GaN, AlN, AlGaN, and the like.
  • the evaporation prevention layer can be grown by the vapor phase growth method as described above.
  • the growth temperature of the evaporation preventing layer is preferably 400 to 900 ° C.
  • the difference between the growth temperature of the evaporation preventing layer and the growth temperature of the intermediate layer is more preferably 0 to 100 ° C.
  • the material of the low-temperature buffer layer is particularly preferably InGaN, InAlN, or InAlGaN, and the component that easily evaporates is In.
  • the material of the evaporation preventing layer is GaN, AlN or AlGaN. Such an evaporation prevention layer can be easily grown by stopping only the supply of the In source gas when forming InGaN, InAlN, or InAlGaN.
  • the thin layer in the superlattice structure can have a function as an evaporation preventing layer, so that formation of voids in the intermediate layer can also be prevented.
  • the evaporation preventing layer is not particularly required.
  • the low-temperature buffer layer is not essential, and even when there is no low-temperature buffer layer, peeling of the group III metal nitride can be promoted.
  • the seed crystal film has a main body portion having a relatively large film thickness and a thin portion having a film thickness smaller than the main body portion, and the main body portion and the thin portion are on the surface of the seed crystal substrate. Exposed.
  • the seed crystal film 3A has a main body portion 3a having a relatively large film thickness A and a thin portion 3b having a film thickness B smaller than the main body portion 3a.
  • Main body portion 3 a and thin portion 3 b are exposed on the surface of seed crystal substrate 10.
  • the upper surface 1a of the support substrate is not exposed on the growth surface side of the group III metal nitride.
  • a mask, a buffer layer, and a polycrystalline film that do not function as seed crystals are not formed over the single crystal film.
  • the thickness A of the main body 3a is preferably 3 ⁇ m or more, more preferably 5 ⁇ m or more, from the viewpoint of promoting the epitaxial growth of the group III metal nitride by the flux method.
  • the thickness A of the main body 3a is preferably 10 ⁇ m or less, and more preferably 8 ⁇ m or less, from the viewpoint of productivity during film formation.
  • the thickness B of the thin portion 3b is preferably 1.5 ⁇ m or less, and more preferably 1.0 ⁇ m or less, from the viewpoint of promoting the peeling of the group III metal nitride. This is because by reducing the thickness of the thin portion, the crystallinity of the thin portion is reduced, and voids are more easily generated on the thin portion.
  • the thickness B of the thin portion 3b is preferably 0.5 ⁇ m or more, and more preferably 0.7 ⁇ m or more from the viewpoint of suppressing the growth failure of the group III metal nitride by the flux method.
  • the difference between the thickness A of the main body part and the thickness B of the thin part is preferably 2 ⁇ m or more, and more preferably 3 ⁇ m or more from the viewpoint of promoting the peeling of the group III metal nitride.
  • the minimum width Wa of each main body 3a is preferably 600 ⁇ m or less, and more preferably 400 ⁇ m or less.
  • the minimum width Wb of the thin portion 3b is preferably 250 ⁇ m or more, and more preferably 500 ⁇ m or more. This distance is preferably 4000 ⁇ m or less, and more preferably 3000 ⁇ m or less, from the viewpoint of facilitating connection and integration of single crystals grown from adjacent main body portions.
  • the minimum width of the main body portion and the thin portion means the length of the shortest straight line among the straight lines connecting any two points of the outline.
  • a thin portion in the seed crystal film for example, there are the following methods. First, after a seed crystal film 3 having a constant thickness is formed, a resist is formed and patterned by etching. This etching method includes the following. Chlorine gas dry etching (RIE) After argon ion milling, dry etching (RIE) with fluorine gas In this embodiment, chlorine and fluorine tend to be adsorbed and remain on the thin portion.
  • RIE Chlorine gas dry etching
  • RIE dry etching
  • fluorine gas chlorine and fluorine tend to be adsorbed and remain on the thin portion.
  • the amount of chlorine was 0.1 to 0.5 atom /%, and the amount of fluorine was 0.1 to 0.5 atom /%. These amounts can be measured by XPS (X-ray photoelectron spectroscopy; X-ray photoelectron spectroscopy).
  • the seed crystal substrate is heat-treated (annealed).
  • the atmosphere at this time is preferably an inert atmosphere, particularly a nitrogen atmosphere having a low residual oxygen partial pressure, and the temperature is preferably 300 to 750 ° C.
  • a group III metal nitride is grown on the seed crystal film by a flux method.
  • the raw materials constituting the flux are selected according to the target group III metal nitride single crystal.
  • a gallium simple metal, a gallium alloy, and a gallium compound can be applied, but a gallium simple metal is also preferable in terms of handling.
  • the aluminum raw material an aluminum simple metal, an aluminum alloy, and an aluminum compound can be applied, but an aluminum simple metal is also preferable in terms of handling.
  • the indium raw material indium simple metal, indium alloy, and indium compound can be applied, but indium simple metal is preferable from the viewpoint of handling.
  • the growth temperature of the group III nitride single crystal and the holding time at the time of growth in the flux method are not particularly limited, and are appropriately changed according to the type of target single crystal and the composition of the flux.
  • the growth temperature can be set to 800 to 1000 ° C.
  • a single crystal is grown in a gas atmosphere containing molecules containing nitrogen atoms. This gas is preferably nitrogen gas, but may be ammonia.
  • the total pressure of the atmosphere is not particularly limited, but is preferably 1 MPa or more, more preferably 3 MPa or more, from the viewpoint of preventing evaporation of the flux.
  • the total pressure in the atmosphere is preferably 200 MPa or less, and more preferably 50 MPa or less.
  • a gas other than nitrogen in the atmosphere is not limited, but an inert gas is preferable, and argon, helium, and neon are particularly preferable.
  • Example 1 A gallium nitride single crystal was grown according to the method described with reference to FIGS. Specifically, a so-called GaN template was prepared in which a seed crystal film 3 made of a gallium nitride single crystal having a thickness of 5 microns was epitaxially grown on the surface of a c-plane sapphire substrate 1 having a diameter of 3 inches by MOCVD. On the template surface, a Ni thin film (resist) on a stripe having a width of 0.05 mm was formed in a region of ⁇ 54 at the center with a period of 0.55 mm by an electron beam evaporation method. The thickness of the N thin film was 4000 angstroms.
  • the stripe direction was parallel to the a-axis (11-20) direction of sapphire constituting the support substrate 1.
  • the seed crystal film 3 was dry-etched to a depth of 4 microns using chlorine gas. Thereafter, the Ni thin film was removed using a commercially available etchant solution. Next, after washing the substrate using buffered hydrofluoric acid, annealing was performed at 700 ° C. for 20 minutes in a nitrogen atmosphere furnace to obtain the seed crystal substrate 10 of FIG. Next, a gallium nitride single crystal 15 was grown on the seed crystal substrate 10 by a flux method.
  • a cylindrical flat bottom crucible having an inner diameter of 80 mm and a height of 45 mm was used, and the growth raw materials (metal Ga 60 g, metal Na 60 g, carbon 0.15 g) were melted in a glove box and filled in the crucible.
  • the growth raw materials metal Ga 60 g, metal Na 60 g, carbon 0.15 g
  • Na was filled
  • Ga was filled to shield Na from the atmosphere and prevent oxidation.
  • the melt height of the raw material in the crucible was about 15 mm.
  • the crucible was placed in a refractory metal container and hermetically sealed, and then placed on a table where the crystal growth furnace could swing and rotate. After raising the temperature and pressure to 870 ° C.
  • the solution was held for 100 hours, and the solution was rocked and rotated to grow crystals while stirring. Thereafter, the mixture was gradually cooled to room temperature over 10 hours, and crystals were collected.
  • the grown crystal had a GaN crystal 15 of about 1.5 mm grown on the entire surface of the seed substrate of about 2 inches.
  • the in-plane thickness variation was small and less than 10%.
  • the grown GaN could be peeled off from the sapphire by simply touching it with the hand. No cracks were observed in both GaN and sapphire visually. When the peeled back surface was observed, it was found that voids were formed as shown in FIG. The height of the gap was about 100 to 200 microns.
  • Example 2 A growth experiment of a gallium nitride single crystal was conducted in the same manner as in Example 1. However, in this example, the film thickness A of the main body part, the film thickness B of the thin part, and the step size (AB) were changed. The results are shown in Table 2. In all cases, GaN crystals grew to a thickness of around 1.5 mm. There were no cracks in one example, and the remaining few cracks were generated, but in all cases, the underlying sapphire substrate was peeled off. The appearance of the crack C is schematically shown in FIG. In all cases, cracks of about 1 cm were generated on the outer periphery. All five sheets were subjected to cylindrical grinding and a ⁇ 1 inch free-standing substrate could be obtained.
  • Example 1 A growth experiment of a gallium nitride single crystal was conducted in the same manner as in Example 1. However, the thickness B of the thin portion was set to 0 to expose the surface of the support substrate. As a result, growth failures occurred frequently during the growth of the group III metal nitride.
  • FIG. 8 shows a schematic diagram. The results are shown in Table 3. As described above, the in-plane distribution is large, and the XPS analysis of the exposed portion of sapphire was carried out. As a result, fluorine and chlorine were detected. Therefore, residues during RIE processing and cleaning chemical components remained on the sapphire substrate. I think this is one of the causes. It is considered that there is no thickness dependency of A or AB thickness.
  • a gallium nitride single crystal was grown by the method described in JP2010-163288A. That is, the support substrate surface is patterned to form a protrusion pattern, a seed crystal film made of gallium nitride single crystal is formed on the protrusion, a polycrystalline film is formed in a recess between the protrusions, and the seed crystal film is formed on the seed crystal film.
  • Gallium nitride single crystal was grown by the flux method.
  • a number of grooves having a depth of 25 microns and a width of 0.5 mm were formed on the surface 1a of the c-plane sapphire substrate 1 having a diameter of 2 inches with a period of 0.7 mm.
  • the groove direction was parallel to the a-axis (11-20) direction of sapphire.
  • This recess was formed by a dicer (diamond blade count # 400).
  • a seed crystal film made of gallium nitride single crystal was epitaxially grown on the substrate body to obtain a template substrate. That is, the film-forming surface was oriented so as to be the a-plane of the GaN seed crystal, that is, the (11-20) plane.
  • GaN was polycrystalline on the concave wall surface.
  • the gallium nitride single crystal 6 was grown on the template substrate by a flux method.
  • the growing method was the same as in Example 1.
  • the grown crystal could be peeled from sapphire, cracks frequently occurred in the sapphire substrate.
  • the crack propagated to the grown GaN crystal.
  • this crack often occurred in the central portion of the grown crystal. For this reason, for example, as shown in FIG. 9, it has to be cut out as shown as a rectangular block, and only a rectangular substrate of about 10 ⁇ 15 mm can be produced.
  • FIG. 10 the thickness dependence of the crystallinity of the thin portion is shown (FIG. 10).
  • the thickness B can be increased by setting the thickness B of the thin portion to 1.5 ⁇ m or less, more preferably 1.0 ⁇ m or less.

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Abstract

種結晶基板１０が、支持基板１、および支持基板１上に設けられ、III族金属窒化物単結晶からなる種結晶膜３Ａを備える。種結晶膜３Ａが、本体部３ａと、本体部３ａよりも小さい膜厚を有する肉薄部３ｂとを有する。本体部３ａおよび肉薄部３ｂが種結晶基板１０の表面に露出している。種結晶膜３Ａ上にIII族金属窒化物１５をフラックス法によって育成する。

Description

ＩＩＩ族金属窒化物の製造方法およびこれに用いる種結晶基板
　本発明は、ＩＩＩ族金属窒化物の製造方法およびこれに用いる種結晶基板に関するものである。
　窒化ガリウム（ＧａＮ）薄層結晶は、優れた青色発光素子として注目を集めており、発光ダイオードにおいて実用化され、光ピックアップ用の青紫色半導体レーザー素子としても期待されている。近年においては、携帯電話などに用いられる高速ＩＣチップなどの電子デバイスを構成する半導体層としても注目されている。
　ＧａＮやＡｌＮの種結晶層をサファイアなどの単結晶基板上に堆積させてテンプレート基板を得、テンプレート基板上に窒化ガリウム単結晶を育成する方法が報告されている。しかし、基板上にＭＯＣＶＤ法で窒化ガリウム（ＧａＮ）種結晶層を気相成長させ、その上に窒化ガリウム単結晶をフラックス法で成長させた場合、熱膨張差が原因で、育成した単結晶厚層にクラックが発生する。このため、クラック防止策として、育成した単結晶を基板から自然剥離させることによって、単結晶に加わる応力を低減し、クラックを防止する技術が注目されている。
　ＷＯ２０１１／００１８３０　Ａ１、ＷＯ　２０１１／００４９０４　Ａ１では、サファイアなどからなる支持基板の表面に窒化ガリウム単結晶からなる種結晶膜を形成した後、種結晶膜をエッチングして部分的に支持基板表面を露出させ、種結晶膜をパターニングし、次いで種結晶膜上に窒化ガリウムをフラックス法で育成している。特開２００９−１２０４６５でも、支持基板表面を種結晶膜の間に露出させているが、窒化ガリウム単結晶はＨＶＰＥ法で成膜する。
　特許４０１６５６６では、支持基板上にバッファ層を形成し、次いでバッファ層上に種結晶膜を形成し、種結晶膜をパターニングし、隣接する種結晶膜の間にバッファ層を露出させている。
　特開２００４−２４７７１１では、支持基板上に窒化ガリウム単結晶からなる種結晶膜を形成すると共に、種結晶膜の表面側に凹部を形成し、凹部内にマスクを形成し、次いで種結晶膜上に窒化ガリウム単結晶をフラックス法で育成している。
　特開２０１０−１６３２８８では、支持基板表面をパターニングして突起パターンを形成し、突起上に窒化ガリウム単結晶からなる種結晶膜を形成し、突起の間にある凹部に多結晶膜を形成している。そして、種結晶膜上に窒化ガリウム単結晶をフラックス法で育成している。
　種結晶基板において、支持基板の材質、例えばサファイアが種結晶膜の隙間から露出する構造では、隙間の上に空隙を形成しやすいので、この空隙によって、育成した単結晶が容易に支持基板から分離する。しかし、種結晶上に窒化ガリウム単結晶をフラックス法で安定して結晶成長させにくく、育成不良が多発する傾向があった。
　一方、種結晶膜の隙間からサファイアが露出せず、その代わりにバッファ層や多結晶膜が露出する構造では、育成した単結晶下に空隙が発生しにくい。このため、育成した単結晶を支持基板から分離することが難しい。
　本発明の課題は、種結晶基板を用いてフラックス法によってＩＩＩ族金属窒化物を製造するのに際して、ＩＩＩ族金属窒化物の育成不良を防止し、かつ育成したＩＩＩ族金属窒化物を支持基板から容易に分離可能とすることである。
　本発明は、種結晶基板を用いてフラックス法によってＩＩＩ族金属窒化物を製造する方法であって、
　種結晶基板が、支持基板、およびこの支持基板上に設けられ、ＩＩＩ族金属窒化物単結晶からなる種結晶膜を備えており、種結晶膜が、本体部と、本体部よりも小さい膜厚を有する肉薄部とを有しており、本体部および肉薄部が前記種結晶基板の表面に露出しており、種結晶膜上にＩＩＩ族金属窒化物をフラックス法によって育成する。
　また、本発明は、フラックス法によってＩＩＩ族金属窒化物を育成するための種結晶基板であって、支持基板、およびこの支持基板上に設けられ、ＩＩＩ族金属窒化物単結晶からなる種結晶膜を備えており、種結晶膜が、膜厚の相対的に大きい本体部と、本体部よりも小さい膜厚を有する肉薄部とを有しており、本体部および肉薄部が前記種結晶基板の表面に露出していることを特徴とする。
　本発明によれば、種結晶基板を用いてフラックス法によってＩＩＩ族金属窒化物を製造するのに際して、ＩＩＩ族金属窒化物の育成不良を防止し、かつ育成したＩＩＩ族金属窒化物を支持基板から容易に分離できる。
　図１（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）は、比較例における製造方法の各工程を模式的に示す図である。
　図２（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）は、本発明例における製造方法の各工程を模式的に示す図である。
　図３は、本発明の実施形態に係る種結晶基板１０の模式図である。
　図４は、実施例１において、窒化ガリウム単結晶の剥離面を示す光学顕微鏡写真である。
　図５は、実施例１において、窒化ガリウム単結晶の剥離面を示す蛍光顕微鏡写真である。
　図６は、実施例１における測定領域を図示する概念図である。
　図７は、実施例におけるクラック発生状態を図示する模式図である。
　図８は、比較例における育成不良の状態を示す模式図である。
　図９は、比較例におけるクラック発生状態を図示する模式図である。
　図１０は、窒化ガリウム単結晶からなる肉薄部の厚さとＸ線回折チャートの半値幅との関係を示すグラフである。
　図１の比較例では、図１（ａ）に示すように、支持基板１の表面１ａに、例えばＩＩＩ族金属窒化物からなる低温バッファー層２を形成する。次いで、低温バッファー層２上に、ＩＩＩ族金属窒化物単結晶からなる種結晶膜１３を形成する。
　次いで、種結晶膜１３上にレジストを形成し、パターニングし、レジストを除去することで、図１（ｂ）に示すように、互いに分離された複数の種結晶層１３Ａを形成する。隣接する種結晶層１３Ａ間には隙間１４が生じ、隙間１４から支持基板の表面１ａが露出する。１ｂが露出面である。
　このようにして得られた種結晶基板２０に対して、図１（ｃ）に示すように、フラックス法によってＩＩＩ族金属窒化物１５をエピタキシャル成長させる。この際、ＩＩＩ族金属窒化物１５は、種結晶膜１３Ａの隙間１４を横断して互いにつながるように成長し、一体の層を形成する。この後、冷却時に、図１（ｄ）に示すように、ＩＩＩ族金属窒化物１５が低温バッファー層２に沿って支持基板１から剥離する。
　本例では、支持基板１の材質、例えばサファイアが種結晶膜１３Ａの隙間１４から露出するので、隙間１４の上に空隙１６を形成しやすく、この空隙によって、育成した単結晶が容易に支持基板から分離する。しかし、ＩＩＩ族金属窒化物の育成不良が多発する傾向があった。
　一方、種結晶膜１３Ａの隙間１４から支持基板１を露出させず、その代わりにバッファ層や多結晶膜を隙間１４に露出させる構造では、この隙間１４上からも窒化ガリウム単結晶が成長しやすく、このために単結晶下に空隙が発生しにくい。このため、育成した単結晶を支持基板から分離することが難しい。
　図２（ａ）~（ｄ）は、本発明例の製法における各工程を模式的に示す。
　図２（ａ）に示すように、支持基板１の表面に、例えばＩＩＩ族金属窒化物からなる低温バッファー層２を形成する。次いで、低温バッファー層２上に、ＩＩＩ族金属窒化物単結晶からなる種結晶膜３を形成する。
　次いで、種結晶膜３上にレジストを形成し、パターニングし、レジストを除去する。ここで、パターニングの際に、図２（ｂ）に示すように、種結晶膜３Ａに、本体部３ａと肉薄部３ｂとを形成する。すなわち、エッチング等の際にレジストで被覆された部分は本体部として残留させるが、同時に、レジストで被覆していない部分も種結晶膜を残し、肉薄部として残留させる。これによって、隣接する本体部３ａの間に肉薄部３ｂを残し、支持基板２の表面２ａが露出しないようにする。本例では、肉薄部３ｂ上には凹部４が形成される。
　このようにして得られた種結晶基板１０に対して、図２（ｃ）に示すように、フラックス法によってＩＩＩ族金属窒化物１５をエピタキシャル成長させる。この際、ＩＩＩ族金属窒化物１５は、本体部３ａの間の凹部４を横断して互いにつながるように成長し、一体の層を形成することがわかった。この後、冷却時に、図２（ｄ）に示すように、ＩＩＩ族金属窒化物１５が支持基板１から剥離することも判明した。
　本例では、ＩＩＩ族金属窒化物１５の育成不良が抑制され、広い面積にわたってＩＩＩ族金属窒化物単結晶が生成した。ＩＩＩ族金属窒化物単結晶は、主として本体部３ａ上にエピタキシャル成長しており、肉薄部よりも結晶がエピタキシャル成長し易いことがわかった。
　これと共に、種結晶膜３Ａから支持基板１が露出せず、育成されたＩＩＩ族金属窒化物単結晶下に空隙１６が発生し易いこともわかった。これによって、育成したＩＩＩ族金属窒化物単結晶が支持基板から容易に分離する。
　支持基板１は、ＩＩＩ族窒化物の成長が可能であるかぎり、特に限定されない。サファイア、シリコン単結晶、ＳｉＣ単結晶、ＭｇＯ単結晶、ＺｎＯ単結晶、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）、ＬｉＡｌＯ２、ＬｉＧａＯ２、ＬａＡｌＯ３，ＬａＧａＯ３，ＮｄＧａＯ３等のペロブスカイト型複合酸化物を例示できる。また、組成式〔Ａ１−ｙ（Ｓｒ１−ｘＢａｘ）ｙ〕〔（Ａｌ１−ｚＧａｚ）１−ｕ・Ｄｕ〕Ｏ３（Ａは、希土類元素である；Ｄは、ニオブおよびタンタルからなる群より選ばれた一種以上の元素である；ｙ＝０．３~０．９８；ｘ＝０~１；ｚ＝０~１；ｕ＝０．１５~０．４９；ｘ＋ｚ＝０．１~２）の立方晶系のペロブスカイト構造複合酸化物も使用できる。また、ＳＣＡＭ（ＳｃＡｌＭｇＯ４）も使用できる。
　低温バッファー層、種結晶膜を構成するＩＩＩ族金属窒化物、およびその上に育成されるＩＩＩ族金属窒化物は、Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎから選ばれた一種以上の金属の窒化物であることが好ましく、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮなどが特に好ましい。さらに、これらの窒化物には意図しない不純物元素を含んでいても良い。また導電性を制御するために、意図的に添加したＳｉ，Ｇｅ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｚｎ，Ｃｄなどのドーパントを含んでいても良い。
　ＩＩＩ族金属窒化物のウルツ鉱構造は、ｃ面、ａ面、およびｍ面を有する。これらの各結晶面は結晶学的に定義されるものである。低温バッファー層、中間層、種結晶層、およびフラックス法によって育成される窒化ガリウム単結晶の育成方向は、ｃ面の法線方向であってよく、またａ面、ｍ面などの無極性面やＲ面などの半極性面のそれぞれの法線方向であってもよい。
　低温バッファー層、種結晶膜の形成方法は気相成長法が好ましいが、有機金属化学気相成長（ＭＯＣＶＤ：Ｍｅｔａｌ　Ｏｒｇａｎｉｃ　Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法、ハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）法、パルス励起堆積（ＰＸＤ）法、ＭＢＥ法、昇華法を例示できる。有機金属化学気相成長法が特に好ましい。
　低温バッファー層の厚さは特に限定されないが、１０ｎｍ以上が好ましく、また、５００ｎｍ以下が好ましく、２５０ｎｍ以下が更に好ましい。
　単結晶の基板からの剥離を促進するという観点からは、低温バッファー層の育成温度よりも、種結晶膜の育成温度の方が高い方が好ましい。この温度差は、１００℃以上であることが好ましく、２００℃以上であることが更に好ましい。
　低温バッファー層の育成温度は、４００℃以上とすることが好ましく、４５０℃以上とすることが更に好ましく、また、７５０℃以下とすることが好ましく、７００℃以下とすることが更に好ましい。単結晶膜の育成温度は、９５０℃以上とすることが好ましく、１０５０℃以上とすることが更に好ましく、また、１２００℃以下とすることが好ましく、１１５０℃以下とすることが更に好ましい。
　窒化ガリウム種結晶膜を有機金属気相成長法によって製造する場合、原料は、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）及びアンモニアとすることが好ましい。
　低温バッファー層は前述したように相対的に低温で形成されるので、次の種結晶膜を育成するときに低温バッファー層の成分が蒸発し、低温バッファー層に空隙を生成することがある。この場合には、種結晶膜の結晶品質が劣化し、その結果、種結晶膜上のＩＩＩ族金属窒化物単結晶の結晶品質も劣化するおそれがある。このため、好適な実施形態においては、低温バッファー層を形成した後に、低温バッファー層２の構成成分の蒸発を防止するための蒸発防止層を形成する。これによって、種結晶層を育成する段階で低温バッファー層内に空隙が形成されることを防止し、種結晶層の結晶品質の劣化を抑えることができる。こうした蒸発防止層の材質としては、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮなどを例示できる。
　蒸発防止層は、前述したような気相成長法で育成できる。蒸発防止層の育成温度は、４００~９００℃であることが好ましい。蒸発防止層の育成温度と中間層の育成温度との差は、０~１００℃であることが更に好ましい。
　本実施形態において特に好ましくは、低温バッファー層の材質がＩｎＧａＮ、ＩｎＡｌＮまたはＩｎＡｌＧａＮであり、蒸発しやすい成分がＩｎである。そして、蒸発防止層の材質がＧａＮ、ＡｌＮまたはＡｌＧａＮである。このような蒸発防止層は、ＩｎＧａＮ、ＩｎＡｌＮまたはＩｎＡｌＧａＮの形成時にＩｎ原料ガスの供給だけを停止することによって容易に育成できる。
　また、低温バッファー層が超格子構造からなる場合には、超格子構造内の薄層に蒸発防止層としての機能をもたせることができるので、やはり中間層内での空隙の形成を防止できる。この場合には、蒸発防止層は特に必要としない。
　本発明では、低温バッファー層は必須ではなく、低温バッファー層がない場合でも、ＩＩＩ族金属窒化物の剥離を促進することができる。
　本発明では、種結晶膜が、膜厚の相対的に大きい本体部と、本体部よりも小さい膜厚を有する肉薄部とを有しており、本体部および肉薄部が種結晶基板の表面に露出している。
　すなわち、例えば図３に示すように、種結晶膜３Ａは、膜厚Ａの相対的に大きい本体部３ａと、本体部３ａよりも小さい膜厚Ｂを有する肉薄部３ｂとを有しており、本体部３ａおよび肉薄部３ｂが種結晶基板１０の表面に露出している。支持基板の上面１ａは、ＩＩＩ族金属窒化物の育成面側には露出していない。また、単結晶膜上には、種結晶として機能しないマスク、バッファー層、多結晶膜は成膜されていない。
　本体部３ａの厚さＡは、フラックス法によるＩＩＩ族金属窒化物のエピタキシャル成長を促進するという観点からは、３μｍ以上が好ましく、５μｍ以上が更に好ましい。また、本体部３ａの厚さＡは、成膜時の生産性という観点からは、１０μｍ以下が好ましく、８μｍ以下が更に好ましい。
　肉薄部３ｂの厚さＢは、ＩＩＩ族金属窒化物の剥離の促進という観点からは、１．５μｍ以下が好ましく、１．０μｍ以下が更に好ましい。これは、肉薄部を薄くすることによって、肉薄部の結晶性が低下し、肉薄部上に、空隙がいっそう発生し易くなるからである。肉薄部３ｂの厚さＢは、フラックス法によるＩＩＩ族金属窒化物の育成不良を抑制するという観点からは、０．５μｍ以上が好ましく、０．７μｍ以上が更に好ましい。
　本体部の厚さＡと肉薄部の厚さＢとの差は，ＩＩＩ族金属窒化物の剥離の促進という観点からは、２μｍ以上が好ましく、３μｍ以上が更に好ましい。
　各本体部３ａの最小幅Ｗａは、単結晶の品質向上という観点からは、６００μｍ以下が好ましく、４００μｍ以下が更に好ましい。また、フラックス法によってＩＩＩ族金属窒化物を安定して育成するという観点からは、１０μｍ以上が好ましく、２５μｍ以上が更に好ましい。
　肉薄部３ｂの最小幅Ｗｂは、単結晶の品質向上という観点からは、２５０μｍ以上が好ましく、５００μｍ以上が好ましい。この間隔は、隣り合う本体部から成長した各単結晶が互いに接続して一体化するのを促進するという観点からは、４０００μｍ以下が好ましく３０００μｍ以下が更に好ましい。
　ここで、本体部、肉薄部の最小幅とは、その輪郭の任意の二点を結ぶ直線の中で、最短の直線の長さを言う。したがって、本体部、肉薄部が帯状ないしストライプ状の場合にはその短辺の長さであり、本体部、肉薄部が円形の場合には直径であり、本体部、肉薄部が正多角形の場合には一対の対向片の間隔である。
　種結晶膜に肉薄部を形成するには、例えば以下の方法がある。まず肉厚一定の種結晶膜３を成膜した後、レジストを形成し、エッチングでパターニングする。このエッチング方法は以下がある。
　塩素ガス系のドライエッチング（ＲＩＥ）
　アルゴンイオンミリングの後、フッ素系ガスによるドライエッチング（ＲＩＥ）
　この実施形態では、肉薄部上に塩素およびフッ素が吸着して残留し易い。これらはエッチャント中に含まれる元素である。この場合、塩素の量は、０．１~０．５ａｔｏｍ／％、フッ素の量は、０．１~０．５ａｔｏｍ／％であった。これらの量はＸＰＳ（Ｘ−ｒａｙ　ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ；Ｘ線光電子分光法）によって測定できる。
　次いで、好ましくは、種結晶基板を熱処理（アニール）する。このときの雰囲気は不活性雰囲気、特に低残留酸素分圧の窒素雰囲気が好ましく、温度は３００~７５０℃が好ましい。
　本発明では、種結晶膜上にＩＩＩ族金属窒化物をフラックス法によって育成する。
　フラックスを構成する原料は、目的とするＩＩＩ族金属窒化物単結晶に合わせて選択する。
　ガリウム原料物質としては、ガリウム単体金属、ガリウム合金、ガリウム化合物を適用できるが、ガリウム単体金属が取扱いの上からも好適である。
　アルミニウム原料物質としては、アルミニウム単体金属、アルミニウム合金、アルミニウム化合物を適用できるが、アルミニウム単体金属が取扱いの上からも好適である。
　インジウム原料物質としては、インジウム単体金属、インジウム合金、インジウム化合物を適用できるが、インジウム単体金属が取扱いの上からも好適である。
　フラックス法におけるＩＩＩ族窒化物単結晶の育成温度や育成時の保持時間は特に限定されず、目的とする単結晶の種類やフラックスの組成に応じて適宜変更する。一例では、ナトリウムまたはリチウム含有フラックスを用いて窒化ガリウム単結晶を育成する場合には、育成温度を８００~１０００℃とすることができる。
　フラックス法では、窒素原子を含む分子を含むガス雰囲気下で単結晶を育成する。このガスは窒素ガスが好ましいが、アンモニアでもよい。雰囲気の全圧は特に限定されないが、フラックスの蒸発を防止する観点からは、１ＭＰａ以上が好ましく、３ＭＰａ以上が更に好ましい。ただし、圧力が高いと装置が大がかりとなるので、雰囲気の全圧は、２００ＭＰａ以下が好ましく、５０ＭＰａ以下が更に好ましい。雰囲気中の窒素以外のガスは限定されないが、不活性ガスが好ましく、アルゴン、ヘリウム、ネオンが特に好ましい。
（実施例１）
　図２、図３を参照しつつ説明した方法に従い、窒化ガリウム単結晶を育成した。
　具体的には、直径３インチのｃ面サファイア基板１の表面に、厚さ５ミクロンの窒化ガリウム単結晶からなる種結晶膜３をＭＯＣＶＤ法によりエピタキシャル成長させた、いわゆるＧａＮテンプレートを準備した。このテンプレート表面に、幅０．０５ｍｍのストライプ上のＮｉ薄膜（レジスト）を電子ビーム蒸着法により周期０．５５ｍｍで中央部のφ５４の領域に形成した。Ｎ薄膜の厚さは、４０００オングストロームとした。このとき、ストライプの方向は、支持基板１を構成するサファイアのａ軸（１１−２０）方向に平行とした。ＩＣＰ−ＲＩＥ装置により、塩素ガスを用いて、種結晶膜３を４ミクロンの深さまでドライエッチングした。その後、Ｎｉ薄膜を市販のエッチャント液を用いて除去した。ついで、バッファードフッ酸を用いて、基板を洗浄したのち、窒素雰囲気炉で７００℃・２０分間のアニールを行い、図２（ｂ）の種結晶基板１０を得た。
　次いで、フラックス法によって、種結晶基板１０上に窒化ガリウム単結晶１５を育成した。具体的には、内径８０ｍｍ、高さ４５ｍｍの円筒平底坩堝を用い、育成原料（金属Ｇａ６０ｇ、金属Ｎａ６０ｇ、炭素０．１５ｇ）をグローブボックス内でそれぞれ融解して坩堝内に充填した。まずＮａを充填し、その後Ｇａを充填することにより、Ｎａを雰囲気から遮蔽し、酸化を防止した。坩堝内の原料の融液高さは約１５ｍｍとなった。この坩堝を耐熱金属製の容器に入れて密閉した後、結晶育成炉の揺動および回転が可能な台上に設置した。８７０℃・４．５ＭＰａまで昇温加圧後、１００時間保持し溶液を揺動および回転することで撹拌しながら結晶成長させた。その後１０時間かけて室温まで徐冷し、結晶を回収した。育成した結晶は略２インチの種基板全面に約１．５ｍｍのＧａＮ結晶１５が成長していた。面内の厚さバラツキは小さく、１０％未満であった。
　エタノールを用いて、フラックスを除去した後、軽く手で触れただけで、成長したＧａＮはサファイアから剥離することが出来た。目視にてＧａＮ、サファイアともに、クラックは確認されなかった。
　剥離した裏面の観察を行ったところ、図４の様に空隙が形成されていたことがわかった。空隙の高さは約１００~２００ミクロンであった。また、蛍光顕微鏡を用いて観察したところ、ストライプ部は黄色の発光が観察され、ＭＯＣＶＤ法により成膜したＧａＮがＬＰＥ−ＧａＮにくっついていることが確認された（図５）。また、サファイアは全面に黄色発光が観察され、サファイアの側にも、ＭＯＣＶＤ法により成膜したＧａＮが残っていることが確認された。したがって、図２（ｄ）に示すように、種結晶膜内で剥離が生じたことが推測される。
　別ロットの種基板のＸＰＳ分析をしたところ、ストライプを含むφ８００ミクロンの領域で、微量のフッ素と塩素が検出された。図６に観測領域を模式的に示す。また結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 （実施例２）
　実施例１と同様に窒化ガリウム単結晶の育成実験を行った。
　ただし、本例では、本体部の膜厚Ａ、肉薄部の膜厚Ｂ、段差の大きさ（Ａ−Ｂ）をそれぞれ変更した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　すべての場合において、１．５ミリ前後の厚さにＧａＮ結晶が成長した。クラックは、無かったのが１例、残りは数本の小さなクラックが発生していたが、どれも、下地のサファイア基板は全面剥離していた。クラックＣの発生の様子を図７に模式的に示す。どれも、外周部に１ｃｍ程度のクラックが発生していた。５枚とも、円筒研削を行い、φ１インチの自立基板を得ることができた。
（比較例１）
　実施例１と同様にして窒化ガリウム単結晶の育成実験を行った。ただし、肉薄部の厚さＢを０とし、支持基板の表面を露出させた。この結果、ＩＩＩ族金属窒化物の育成時に、成長不具合が頻発した。図８に模式図を示す。また、結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　このように、面内分布が大きく、また、サファイア露出部分のＸＰＳ分析を行ったところ、フッ素と塩素が検出されたことから、ＲＩＥ加工時の残渣や、洗浄薬液成分がサファイア基板に残留していたことが原因の一つではないかと考えている。Ａの厚さ依存性や、Ａ−Ｂの厚さ依存性はないと考えている。
　得られた結晶からは、１０×１５ｍｍの矩形基板が作製できたが、φ１インチの自立ウェハは作製できなかった。
（比較例２）
　特開２０１０−１６３２８８記載の方法で窒化ガリウム単結晶を育成した。すなわち、支持基板表面をパターニングして突起パターンを形成し、突起上に窒化ガリウム単結晶からなる種結晶膜を形成し、突起の間にある凹部に多結晶膜を形成し、種結晶膜上に窒化ガリウム単結晶をフラックス法で育成した。
　具体的には、直径２インチのｃ面サファイア基板１の表面１ａに、深さ２５ミクロン、幅０．５ｍｍの溝を周期０．７ｍｍで多数形成した。このとき、溝方向はサファイアのａ軸（１１−２０）方向に平行とした。この凹部は、ダイサー（ダイヤモンドブレードの番手＃４００）により形成した。次いで、基板本体上に、窒化ガリウム単結晶からなる種結晶膜をエピタキシャル成長させ、テンプレート基板を得た。つまり、成膜面は、ＧａＮ種結晶のａ面、つまり（１１−２０）面となるように配向させた。ただし、凹部壁面ではＧａＮは多結晶となっていた。
　次いで、フラックス法によって、テンプレート基板上に窒化ガリウム単結晶６を育成した。育成方法は実施例１と同じとした。
　育成した結晶はサファイアから剥離することが出来たが、サファイア基板にクラックが発生することが頻発した。サファイア基板にクラックが発生すると、そのクラックが成長したＧａＮ結晶にまで伝搬していた。このクラックは、図９に模式的に示すように、育成した結晶の中央部分に発生することが多かった。このため、例えば図９に図示するように矩形のブロックとして示すように切り出すしかなく、１０×１５ｍｍ程度の矩形基板しか作製することが出来なかった。
　次に、肉薄部の結晶性の厚さ依存性を示す（図１０）。肉薄部の厚さが薄いほど、結晶性が悪くなる蛍光がある。特に、肉薄部が０．５ミクロンより薄くなると、急激に結晶性が悪くなることがわかった。窒素が未飽和な時間中にＧａＮがフラックス中にメルトバックする厚さがおよそ０．５ミクロンなので、肉薄部の厚さＢを１．５μｍ以下、更に好ましくは１．０μｍ以下とすれば、成長開始までに薄くなることで、Ｂ部の結晶性が悪くなり、肉薄部上に空隙が生成し易くなる。
　本発明の特定の実施形態を説明してきたけれども、本発明はこれら特定の実施形態に限定されるものではなく、請求の範囲の範囲から離れることなく、種々の変更や改変を行いながら実施できる。

Claims (11)

  1. 　種結晶基板を用いてフラックス法によってＩＩＩ族金属窒化物を製造する方法であって、
    　前記種結晶基板が、支持基板、およびこの支持基板上に設けられ、ＩＩＩ族金属窒化物単結晶からなる種結晶膜を備えており、前記種結晶膜が、本体部と、前記本体部よりも小さい膜厚を有する肉薄部とを有しており、前記本体部および前記肉薄部が前記種結晶基板の表面に露出しており、前記種結晶膜上に前記ＩＩＩ族金属窒化物をフラックス法によって育成することを特徴とする、ＩＩＩ族金属窒化物の製造方法。
  2. 　前記種結晶膜の表面において、前記肉薄部上に凹部が形成されており、前記本体部と前記肉薄部との間に段差が形成されていることを特徴とする、請求項１記載の方法。
  3. 　前記肉薄部の厚さが１．５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１または２記載の方法。
  4. 　前記種結晶基板が、前記種結晶膜と前記支持基板との間に設けられた、ＩＩＩ族金属窒化物からなる低温バッファー層を備えていることを特徴とする、請求項１~３のいずれか一つの請求項に記載の方法。
  5. 　前記肉薄部上に塩素およびフッ素が吸着していることを特徴とする、請求項１~４のいずれか一つの請求項に記載の方法。
  6. 　前記フラックス法によって育成される前記ＩＩＩ族金属窒化物が窒化ガリウムであることを特徴とする、請求項１~５のいずれか一つの請求項に記載の方法。
  7. 　フラックス法によってＩＩＩ族金属窒化物を育成するための種結晶基板であって、
    　支持基板、およびこの支持基板上に設けられ、ＩＩＩ族金属窒化物単結晶からなる種結晶膜を備えており、前記種結晶膜が、本体部と、前記本体部よりも小さい膜厚を有する肉薄部とを有しており、前記本体部および前記肉薄部が前記種結晶基板の表面に露出していることを特徴とする、種結晶基板。
  8. 　前記種結晶膜の表面において、前記肉薄部上に凹部が形成されており、前記本体部と前記肉薄部との間に段差が形成されていることを特徴とする、請求項７記載の種結晶基板。
  9. 　前記肉薄部の厚さが１．５μｍ以下であることを特徴とする、請求項７または８記載の種結晶基板。
  10. 　前記種結晶膜と前記支持基板との間に設けられた、ＩＩＩ族金属窒化物からなる低温バッファー層を備えていることを特徴とする、請求項７~９のいずれか一つの請求項に記載の種結晶基板。
  11. 　前記肉薄部上に塩素およびフッ素が吸着していることを特徴とする、請求項７~１０のいずれか一つの請求項に記載の種結晶基板。
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